JP3412536B2 - 伸びフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法 - Google Patents
伸びフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、熱延鋼板を下地と
した溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼
板ならびにそれらの製造方法に関し、より詳細には、伸
びフランジ性に優れた引張強度４５〜７０ｋｇ／ｍｍ2
の高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜
鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法に関する。
した溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼
板ならびにそれらの製造方法に関し、より詳細には、伸
びフランジ性に優れた引張強度４５〜７０ｋｇ／ｍｍ2
の高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜
鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の燃費向上と排気ガス低減
の必要性から、自動車車体の軽量化が要求されている。
また、車体部品には耐食性が要求されている場合が多い
ため、自動車用部品の素材として、高強度溶融亜鉛めっ
き鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が要求さ
れてきた。特に、足回り部材の素材としては、板厚と製
造コストの観点から、熱延鋼板を下地とした高強度溶融
亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
が要望されている。
の必要性から、自動車車体の軽量化が要求されている。
また、車体部品には耐食性が要求されている場合が多い
ため、自動車用部品の素材として、高強度溶融亜鉛めっ
き鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が要求さ
れてきた。特に、足回り部材の素材としては、板厚と製
造コストの観点から、熱延鋼板を下地とした高強度溶融
亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
が要望されている。
【０００３】一方、自動車用部品は、形状が複雑なもの
が多く、また、製造においては高い生産性が要求されて
いることから、プレス成形により加工される場合が多
い。しかし、高強度鋼板は軟質鋼板と比べて、プレス成
形性に劣るという問題がある。特に、足回り部材につい
て、良好なプレス成形性を実現するためには、優れた伸
びフランジ性が必要である。
が多く、また、製造においては高い生産性が要求されて
いることから、プレス成形により加工される場合が多
い。しかし、高強度鋼板は軟質鋼板と比べて、プレス成
形性に劣るという問題がある。特に、足回り部材につい
て、良好なプレス成形性を実現するためには、優れた伸
びフランジ性が必要である。
【０００４】従来、めっき皮膜を持たない高強度熱延鋼
板については、伸びフランジ性を向上させるために、鋼
板組織がベイナイト相とフェライト相からなる鋼板が製
造されている。これらの鋼板は、穴拡げ率にして６０％
以上の高い伸びフランジ性を示す。
板については、伸びフランジ性を向上させるために、鋼
板組織がベイナイト相とフェライト相からなる鋼板が製
造されている。これらの鋼板は、穴拡げ率にして６０％
以上の高い伸びフランジ性を示す。
【０００５】しかし、これらの熱延鋼板を下地として、
連続溶融亜鉛めっきラインにおいて溶融亜鉛めっきを施
した製品はまだ実用化されてない。その理由は、第１に
連続溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍工程中に、熱延
鋼板のベイナイト相が変態してしまうことや、また、第
２にこれらのベイナイト鋼板は鋼板中にＳｉを多く含有
するため、このＳｉが焼鈍中に鋼板表面に濃化してＳｉ
酸化物を形成し、溶融亜鉛めっきのめっき性や合金化処
理性を著しく劣化させることである。
連続溶融亜鉛めっきラインにおいて溶融亜鉛めっきを施
した製品はまだ実用化されてない。その理由は、第１に
連続溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍工程中に、熱延
鋼板のベイナイト相が変態してしまうことや、また、第
２にこれらのベイナイト鋼板は鋼板中にＳｉを多く含有
するため、このＳｉが焼鈍中に鋼板表面に濃化してＳｉ
酸化物を形成し、溶融亜鉛めっきのめっき性や合金化処
理性を著しく劣化させることである。
【０００６】上記第１の問題点については、連続溶融亜
鉛めっきラインにおける焼鈍条件を最適化し、組織変態
を好ましい方向に制御し、伸びフランジ性の低下を最小
限にとどめる方法が提案されている（特公平０８−３１
２７号公報）。しかし、この方法では、鋼板表面へのＳ
ｉの濃化を制御できず、上記第２の問題点を解決できな
い。上記第２の問題点については、従来からＳｉ含有鋼
板について、鋼板中のＳｉ含有量を制御してめっき密着
性を改善する方法が提案されているが（特開平０５−２
４７５８６号公報、特開平０６−１４５８９２号公報お
よび特開平０６−１４５７８８号公報）、Ｓｉ含有量を
制御すると、伸びフランジ性に優れたベイナイト＋フェ
ライト組織を得られなくなる。
鉛めっきラインにおける焼鈍条件を最適化し、組織変態
を好ましい方向に制御し、伸びフランジ性の低下を最小
限にとどめる方法が提案されている（特公平０８−３１
２７号公報）。しかし、この方法では、鋼板表面へのＳ
ｉの濃化を制御できず、上記第２の問題点を解決できな
い。上記第２の問題点については、従来からＳｉ含有鋼
板について、鋼板中のＳｉ含有量を制御してめっき密着
性を改善する方法が提案されているが（特開平０５−２
４７５８６号公報、特開平０６−１４５８９２号公報お
よび特開平０６−１４５７８８号公報）、Ｓｉ含有量を
制御すると、伸びフランジ性に優れたベイナイト＋フェ
ライト組織を得られなくなる。
【０００７】また、溶融めっき前にＦｅやＮｉのプレめ
っきを施し、めっき性や合金化処理性を向上させる手段
も提案されているが（特公平０２−３５０２４号公
報）、この方法は、プレめっきのために特別な設備を必
要とし、コストの上昇につながるため実用性に乏しい。
っきを施し、めっき性や合金化処理性を向上させる手段
も提案されているが（特公平０２−３５０２４号公
報）、この方法は、プレめっきのために特別な設備を必
要とし、コストの上昇につながるため実用性に乏しい。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明はかかる事情に
鑑みてなされるものであって、伸びフランジ性に優れ、
かつ、めっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、お
よび、さらに合金化処理性に優れた高強度合金化溶融亜
鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法を提供するこ
とを目的とする。
鑑みてなされるものであって、伸びフランジ性に優れ、
かつ、めっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、お
よび、さらに合金化処理性に優れた高強度合金化溶融亜
鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法を提供するこ
とを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記課題
を解決すべく鋭意検討した結果、熱延段階でベイナイト
相とフェライト相からなる鋼板に溶融亜鉛めっきを施す
際に、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて還元温度をで
きるだけ低温にし、均熱温度、均熱時間、還元炉の露点
を最適に組み合わせれば、鋼板表面のＦｅ酸化物の還元
とＳｉ濃化の抑制とを両立させ、なおかつ熱延組織のベ
イナイト相を変態させない条件が存在することを見出し
た。また、鋼板表面から深さ２０ｎｍまでの平均Ｓｉ濃
度を２．２％以下に抑えれば、良好なめっき性および合
金化処理性を得ることを見出した。
を解決すべく鋭意検討した結果、熱延段階でベイナイト
相とフェライト相からなる鋼板に溶融亜鉛めっきを施す
際に、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて還元温度をで
きるだけ低温にし、均熱温度、均熱時間、還元炉の露点
を最適に組み合わせれば、鋼板表面のＦｅ酸化物の還元
とＳｉ濃化の抑制とを両立させ、なおかつ熱延組織のベ
イナイト相を変態させない条件が存在することを見出し
た。また、鋼板表面から深さ２０ｎｍまでの平均Ｓｉ濃
度を２．２％以下に抑えれば、良好なめっき性および合
金化処理性を得ることを見出した。
【００１０】本発明は上記知見に基づいてなされたもの
であり、第１に、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５
％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．２
％、Ｐ：０．１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．
１％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有
し、残部実質的にＦｅからなる鋼板の表面に、Ｆｅ：２
０％以下を含有し、残部が主としてＺｎからなるめっき
を施した溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼板組織がフェ
ライト＋ベイナイト相からなり、めっき皮膜と鋼板の界
面から鋼板の深さ２０ｎｍまでのＳｉの平均濃度が２．
２％以下であることを特徴とする、伸びフランジ性に優
れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供するものである。
であり、第１に、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５
％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．２
％、Ｐ：０．１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．
１％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有
し、残部実質的にＦｅからなる鋼板の表面に、Ｆｅ：２
０％以下を含有し、残部が主としてＺｎからなるめっき
を施した溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼板組織がフェ
ライト＋ベイナイト相からなり、めっき皮膜と鋼板の界
面から鋼板の深さ２０ｎｍまでのＳｉの平均濃度が２．
２％以下であることを特徴とする、伸びフランジ性に優
れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供するものである。
【００１１】第２に、上記第１の溶融亜鉛めっき鋼板に
おいて穴拡げ率が６０％以上であることを特徴とする、
高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供するものである。
おいて穴拡げ率が６０％以上であることを特徴とする、
高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供するものである。
【００１２】第３に、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２
５％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．２
％、Ｐ：０．１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．
１％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有
し、残部実質的にＦｅからなる鋼板の表面に、Ｆｅ：２
０％以下を含有し、残部が主としてＺｎからなるめっき
を施した後、合金化処理された合金化溶融亜鉛めっき鋼
板であって、鋼板組織がフェライト＋ベイナイト相から
なり、めっき皮膜と鋼板の界面から鋼板の深さ２０ｎｍ
までのＳｉの平均濃度が２．２％以下であることを特徴
とする、伸びフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき
鋼板を提供するものである。
５％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．２
％、Ｐ：０．１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．
１％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有
し、残部実質的にＦｅからなる鋼板の表面に、Ｆｅ：２
０％以下を含有し、残部が主としてＺｎからなるめっき
を施した後、合金化処理された合金化溶融亜鉛めっき鋼
板であって、鋼板組織がフェライト＋ベイナイト相から
なり、めっき皮膜と鋼板の界面から鋼板の深さ２０ｎｍ
までのＳｉの平均濃度が２．２％以下であることを特徴
とする、伸びフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき
鋼板を提供するものである。
【００１３】第４に、上記第３の合金化溶融亜鉛めっき
穴拡げ率が６０％以上であることを特徴とする、高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供するものである。
穴拡げ率が６０％以上であることを特徴とする、高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供するものである。
【００１４】第５に、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２
５％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５％〜２．
２％、Ｐ：０．１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜
０．１％、Ｓ：０．０１％、Ｎ：０．０１％以下を含有
し、残部実質的にＦｅからなる鋼を、熱間圧延し、酸洗
し、冷間圧延することなしに、連続溶融亜鉛めっきライ
ンで焼鈍および溶融亜鉛めっきする溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法であって、熱延工程の巻取温度を５５０℃以
下、仕上げ圧延後、巻取温度までの平均冷却速度２０℃
／ｓｅｃ以上とし、連続溶融亜鉛めっきラインにおける
均熱温度を４５０℃〜６００℃、均熱時間を１０ｓｅｃ
〜９０ｓｅｃ、還元炉中の露点を−１０℃以下とするこ
とを特徴とする伸びフランジ性に優れた溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法を提供するものである。
５％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５％〜２．
２％、Ｐ：０．１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜
０．１％、Ｓ：０．０１％、Ｎ：０．０１％以下を含有
し、残部実質的にＦｅからなる鋼を、熱間圧延し、酸洗
し、冷間圧延することなしに、連続溶融亜鉛めっきライ
ンで焼鈍および溶融亜鉛めっきする溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法であって、熱延工程の巻取温度を５５０℃以
下、仕上げ圧延後、巻取温度までの平均冷却速度２０℃
／ｓｅｃ以上とし、連続溶融亜鉛めっきラインにおける
均熱温度を４５０℃〜６００℃、均熱時間を１０ｓｅｃ
〜９０ｓｅｃ、還元炉中の露点を−１０℃以下とするこ
とを特徴とする伸びフランジ性に優れた溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法を提供するものである。
【００１５】第６に、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２
５％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５％〜２．
２％、Ｐ：０．１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜
０．１％、Ｓ：０．０１％、Ｎ：０．０１％以下を含有
し、残部実質的にＦｅからなる鋼を、熱間圧延し、酸洗
し、冷間圧延することなしに、連続溶融亜鉛めっきライ
ンで焼鈍および溶融亜鉛めっきし、その後めっき皮膜の
合金化処理を施す合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
であって、熱延工程の巻取温度を５５０℃以下、仕上げ
圧延後、巻取温度までの平均冷却速度２０℃／ｓｅｃ以
上とし、連続溶融亜鉛めっきラインにおける均熱温度を
４５０℃〜６００℃、均熱時間を１０ｓｅｃ〜９０ｓｅ
ｃ、還元炉中の露点を−１０℃以下とし、合金化処理温
度を６００℃以下とすることを特徴とする伸びフランジ
性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供
するものである。
５％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５％〜２．
２％、Ｐ：０．１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜
０．１％、Ｓ：０．０１％、Ｎ：０．０１％以下を含有
し、残部実質的にＦｅからなる鋼を、熱間圧延し、酸洗
し、冷間圧延することなしに、連続溶融亜鉛めっきライ
ンで焼鈍および溶融亜鉛めっきし、その後めっき皮膜の
合金化処理を施す合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
であって、熱延工程の巻取温度を５５０℃以下、仕上げ
圧延後、巻取温度までの平均冷却速度２０℃／ｓｅｃ以
上とし、連続溶融亜鉛めっきラインにおける均熱温度を
４５０℃〜６００℃、均熱時間を１０ｓｅｃ〜９０ｓｅ
ｃ、還元炉中の露点を−１０℃以下とし、合金化処理温
度を６００℃以下とすることを特徴とする伸びフランジ
性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供
するものである。
【００１６】
【発明の実施の形態】以下、本発明について具体的に説
明する。まず、本発明の下地鋼板の組成について述べ
る。本発明の下地鋼板組成は、重量％で、Ｃ：０．０３
〜０．２５％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５
〜２．２％、Ｐ：０．１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０
１〜０．１％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以
下、残部実質的にＦｅであり、その限定理由は以下のと
おりである。
明する。まず、本発明の下地鋼板の組成について述べ
る。本発明の下地鋼板組成は、重量％で、Ｃ：０．０３
〜０．２５％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５
〜２．２％、Ｐ：０．１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０
１〜０．１％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以
下、残部実質的にＦｅであり、その限定理由は以下のと
おりである。
【００１７】Ｃ：０．０３〜０．２５％
Ｃは、鋼の強度を確保するとともに、焼入性を高め、熱
延鋼板組織にベイナイト相を形成するために必要不可欠
な成分である。上記の効果を得るためには０．０３％以
上必要であるが、過剰な添加は溶接性および耐遅れ破壊
性を劣化させる。したがって、Ｃ量を０．０３％〜０．
２５％とする。
延鋼板組織にベイナイト相を形成するために必要不可欠
な成分である。上記の効果を得るためには０．０３％以
上必要であるが、過剰な添加は溶接性および耐遅れ破壊
性を劣化させる。したがって、Ｃ量を０．０３％〜０．
２５％とする。
【００１８】Ｓｉ：０．１〜２．０％
Ｓｉは、仕上げ圧延後の冷却過程において、フェライト
相の形成を促進するとともに、残ったオーステナイト相
にＣ濃化させオーステナイト相→ベイナイト相の変態を
促進する。そのため鋼板組織を安定したフェライト＋ベ
イナイト相とする作用がある。また、固溶強化によって
フェライト相の強度を上げ、ベイナイト相との強度差を
減少させるため、鋼板内の強度分布を均一にさせ、伸び
フランジ性を向上させる効果がある。その反面、Ｓｉは
Ｆｅと比較して易酸化性元素であるため、過剰に添加す
ると鋼板表面に酸化物を形成し、溶融亜鉛めっきのめっ
き性および合金化処理性を劣化させる。Ｓｉ量が０．１
％未満では、フェライト＋ベイナイト相の安定化および
フェライト相強化の効果が認められない。一方、Ｓｉ量
が２．０％を超えると、めっき性および合金化処理性を
著しく劣化させる。したがって、Ｓｉ量を０．５％〜
２．０％とする。
相の形成を促進するとともに、残ったオーステナイト相
にＣ濃化させオーステナイト相→ベイナイト相の変態を
促進する。そのため鋼板組織を安定したフェライト＋ベ
イナイト相とする作用がある。また、固溶強化によって
フェライト相の強度を上げ、ベイナイト相との強度差を
減少させるため、鋼板内の強度分布を均一にさせ、伸び
フランジ性を向上させる効果がある。その反面、Ｓｉは
Ｆｅと比較して易酸化性元素であるため、過剰に添加す
ると鋼板表面に酸化物を形成し、溶融亜鉛めっきのめっ
き性および合金化処理性を劣化させる。Ｓｉ量が０．１
％未満では、フェライト＋ベイナイト相の安定化および
フェライト相強化の効果が認められない。一方、Ｓｉ量
が２．０％を超えると、めっき性および合金化処理性を
著しく劣化させる。したがって、Ｓｉ量を０．５％〜
２．０％とする。
【００１９】Ｍｎ：０．５〜２．２％
Ｍｎは、固溶強化、結晶粒細粒化強化により鋼板の強度
および靭性を向上させるために必要な成分である。ま
た、オーステナイト相を安定化させ、ベイナイト相の生
成にも役立つ。本発明では、上記の効果を得るためには
Ｍｎ量が０．５％以上必要であるが、過剰な添加は鋼板
組織にマンガンバンドを形成し、伸びフランジ性を劣化
させる。したがって、Ｍｎ量を０．５％〜２．２％とす
る。
および靭性を向上させるために必要な成分である。ま
た、オーステナイト相を安定化させ、ベイナイト相の生
成にも役立つ。本発明では、上記の効果を得るためには
Ｍｎ量が０．５％以上必要であるが、過剰な添加は鋼板
組織にマンガンバンドを形成し、伸びフランジ性を劣化
させる。したがって、Ｍｎ量を０．５％〜２．２％とす
る。
【００２０】Ｐ：０．１％以下
Ｐは、鋼の強度を向上させる効果があるが、反面、鋼板
の加工性、めっき密着性およびめっき皮膜の合金化処理
性を劣化させる。Ｐ量が０．１％を超えて添加すると、
鋼板の加工性、めっき密着性およびめっき皮膜の合金化
処理性が劣化する。したがって、Ｐ量を０．１％以下と
する。
の加工性、めっき密着性およびめっき皮膜の合金化処理
性を劣化させる。Ｐ量が０．１％を超えて添加すると、
鋼板の加工性、めっき密着性およびめっき皮膜の合金化
処理性が劣化する。したがって、Ｐ量を０．１％以下と
する。
【００２１】Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ｓｏｌ．Ａｌは、鋼の脱酸を目的として添加させるが、
所望の効果を得るためにＳｏｌ．Ａｌ量は０．０１％以
上必要であるが、Ｓｏｌ．Ａｌ量が０．１％以上では効
果が飽和する。したがって、Ｓｏｌ．Ａｌ量を０．０１
％〜０．１％とする。
所望の効果を得るためにＳｏｌ．Ａｌ量は０．０１％以
上必要であるが、Ｓｏｌ．Ａｌ量が０．１％以上では効
果が飽和する。したがって、Ｓｏｌ．Ａｌ量を０．０１
％〜０．１％とする。
【００２２】Ｓ：０．０１以下
Ｓは、良好な加工性を得る観点からＳ量は低い方が望ま
しい。したがって、Ｓ量を０．０１％以下とする。
しい。したがって、Ｓ量を０．０１％以下とする。
【００２３】Ｎ：０．０１％以下
Ｎも、良好な加工性を得る観点からＮ量は低い方が望ま
しい。したがって、Ｎ量を０．０１％以下とする。
しい。したがって、Ｎ量を０．０１％以下とする。
【００２４】
【００２５】本発明においては、このような下地鋼板の
表面に溶融亜鉛めっきが施されるが、めっき皮膜と鋼板
の界面から鋼板の深さ２０ｎｍまでの平均Ｓｉ濃度を
２．２％以下とする。上述したように、Ｓｉは鋼板表面
に酸化物を形成し、溶融亜鉛めっきのめっきおよび合金
化処理を妨げる作用がある。この作用を抑制するために
は、鋼板全体のＳｉ量でなく、鋼板表面のＳｉ量を抑制
することが効果的である。具体的には鋼板表層、２０ｎ
ｍのＳｉ平均濃度が重量％で２．２％を超えると、溶融
めっき密着性およびめっき皮膜の合金化処理性に及ぼす
悪影響が顕著になる。したがって、Ｓｉ濃度を２．２％
以下とする。
表面に溶融亜鉛めっきが施されるが、めっき皮膜と鋼板
の界面から鋼板の深さ２０ｎｍまでの平均Ｓｉ濃度を
２．２％以下とする。上述したように、Ｓｉは鋼板表面
に酸化物を形成し、溶融亜鉛めっきのめっきおよび合金
化処理を妨げる作用がある。この作用を抑制するために
は、鋼板全体のＳｉ量でなく、鋼板表面のＳｉ量を抑制
することが効果的である。具体的には鋼板表層、２０ｎ
ｍのＳｉ平均濃度が重量％で２．２％を超えると、溶融
めっき密着性およびめっき皮膜の合金化処理性に及ぼす
悪影響が顕著になる。したがって、Ｓｉ濃度を２．２％
以下とする。
【００２６】溶融亜鉛めっき皮膜のＦｅ濃度は２０％以
下とする。これは、めっき皮膜中のＦｅ濃度が２０％を
超えると、皮膜の耐パウダリング性が悪化するためであ
る。
下とする。これは、めっき皮膜中のＦｅ濃度が２０％を
超えると、皮膜の耐パウダリング性が悪化するためであ
る。
【００２７】以上により伸びフランジ性に優れ、かつ良
好なめっき性を有する本発明の溶融亜鉛めっき鋼板が得
られる。これを合金化処理することにより本発明の合金
化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。この合金化溶融亜鉛
めっき鋼板は、上記特性に加えて良好な合金化処理性を
有する。本発明において、良好なプレス成形性を確保す
るために、鋼板の穴拡げ率は６０％以上とすることが好
ましい。
好なめっき性を有する本発明の溶融亜鉛めっき鋼板が得
られる。これを合金化処理することにより本発明の合金
化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。この合金化溶融亜鉛
めっき鋼板は、上記特性に加えて良好な合金化処理性を
有する。本発明において、良好なプレス成形性を確保す
るために、鋼板の穴拡げ率は６０％以上とすることが好
ましい。
【００２８】次に、製造条件について述べる。本発明に
おいては、上記組成の鋼を、熱間圧延し、酸洗し、冷間
圧延することなしに、連続溶融亜鉛めっきラインで焼鈍
および溶融亜鉛めっきを施し溶融亜鉛めっき鋼板を製造
する際、またはさらにめっき皮膜の合金化処理を施して
合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際に、熱延工程の
巻取温度を５５０℃以下、仕上げ圧延後、巻取温度まで
の平均冷却速度２０℃／ｓｅｃ以上とする連続溶融亜鉛
めっきラインの均熱温度を４５０℃〜６００℃、均熱時
間を１０ｓｅｃ〜９０ｓｅｃ、還元炉中の露点を−１０
℃以下とし、その後合金化処理を施す場合には、合金化
処理温度を６００℃以下とする。以下、これらの限定理
由について説明する。
おいては、上記組成の鋼を、熱間圧延し、酸洗し、冷間
圧延することなしに、連続溶融亜鉛めっきラインで焼鈍
および溶融亜鉛めっきを施し溶融亜鉛めっき鋼板を製造
する際、またはさらにめっき皮膜の合金化処理を施して
合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際に、熱延工程の
巻取温度を５５０℃以下、仕上げ圧延後、巻取温度まで
の平均冷却速度２０℃／ｓｅｃ以上とする連続溶融亜鉛
めっきラインの均熱温度を４５０℃〜６００℃、均熱時
間を１０ｓｅｃ〜９０ｓｅｃ、還元炉中の露点を−１０
℃以下とし、その後合金化処理を施す場合には、合金化
処理温度を６００℃以下とする。以下、これらの限定理
由について説明する。
【００２９】巻取温度：５５０℃以下
本発明は、熱延工程において、フェライト＋ベイナイト
相を形成する。巻取温度が５５０℃よりも高いと、ベイ
ナイト相が安定的に形成されない。したがって、巻取温
度を５５０℃以下にする。
相を形成する。巻取温度が５５０℃よりも高いと、ベイ
ナイト相が安定的に形成されない。したがって、巻取温
度を５５０℃以下にする。
【００３０】仕上げ圧延後巻取温度までの平均冷却速
度：２０℃／ｓｅｃ以上 冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満だと、オーステナイト→
ベイナイト変態が安定せず、ベイナイト相が形成されな
い。したがって、冷却速度を２０℃／ｓｅｃ以上とす
る。
度：２０℃／ｓｅｃ以上 冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満だと、オーステナイト→
ベイナイト変態が安定せず、ベイナイト相が形成されな
い。したがって、冷却速度を２０℃／ｓｅｃ以上とす
る。
【００３１】連続溶融亜鉛めっきラインにおける均熱温
度：４５０℃〜６００℃ 連続溶融亜鉛めっきラインの還元炉において、フェライ
ト＋ベイナイト相を有する鋼板組織は変態させずに、鋼
板表面のＦｅ酸化物は完全に還元し、かつＳｉの表面濃
化を抑制しなくてはならない。均熱温度が４５０℃未満
の場合には、Ｆｅ酸化物の還元が不十分となり、不めっ
きが発生するおそれがあり、均熱温度が６００℃より高
い場合には、鋼板組織が変化し伸びフランジ性が悪化す
る。あるいは、Ｓｉが鋼板表面に濃化し、合金化処理性
めっき性が劣化する。したがって、均熱時間は４５０℃
〜６００℃とする。
度：４５０℃〜６００℃ 連続溶融亜鉛めっきラインの還元炉において、フェライ
ト＋ベイナイト相を有する鋼板組織は変態させずに、鋼
板表面のＦｅ酸化物は完全に還元し、かつＳｉの表面濃
化を抑制しなくてはならない。均熱温度が４５０℃未満
の場合には、Ｆｅ酸化物の還元が不十分となり、不めっ
きが発生するおそれがあり、均熱温度が６００℃より高
い場合には、鋼板組織が変化し伸びフランジ性が悪化す
る。あるいは、Ｓｉが鋼板表面に濃化し、合金化処理性
めっき性が劣化する。したがって、均熱時間は４５０℃
〜６００℃とする。
【００３２】均熱時間：１０ｓｅｃ〜９０ｓｅｃ
上記の均熱温度の範囲内では、均熱時間が１０ｓｅｃ未
満の場合には、鋼板表面のＦｅ酸化物の還元が不十分と
なり、不めっきが発生する。均熱時間が９０ｓｅｃ以上
の場合には、鋼板組成および鋼板組織が変化し、伸びフ
ランジ性が悪化する場合がある。したがって、均熱時間
は１０ｓｅｃ〜９０ｓｅｃとする。
満の場合には、鋼板表面のＦｅ酸化物の還元が不十分と
なり、不めっきが発生する。均熱時間が９０ｓｅｃ以上
の場合には、鋼板組成および鋼板組織が変化し、伸びフ
ランジ性が悪化する場合がある。したがって、均熱時間
は１０ｓｅｃ〜９０ｓｅｃとする。
【００３３】還元炉の露点：−１０℃以下
上記の均熱温度、均熱時間の範囲内では、鋼板表面のＦ
ｅ酸化物を完全に還元するためには、還元炉の露点を低
く制御する必要がある。露点が−１０℃より高い場合に
は、Ｆｅ酸化物の還元が不十分となる。したがって、露
点は−１０℃以下とする。
ｅ酸化物を完全に還元するためには、還元炉の露点を低
く制御する必要がある。露点が−１０℃より高い場合に
は、Ｆｅ酸化物の還元が不十分となる。したがって、露
点は−１０℃以下とする。
【００３４】合金化処理温度：６００℃以下
合金化処理温度が６００℃より高い場合には、鋼板組織
が変化することにより伸びフランジ性が悪化する。した
がって、合金化処理温度を６００℃以下とする。
が変化することにより伸びフランジ性が悪化する。した
がって、合金化処理温度を６００℃以下とする。
【００３５】なお、本発明の鋼の溶製、本発明で規定し
ない熱間圧延条件、酸洗条件、本発明で規定しない溶融
亜鉛めっき条件および合金化処理条件等は特に限定され
ず、通常行われる方法でよい。また必要に応じて、連続
溶融亜鉛めっきラインにおいて、めっき浴に侵入する直
前の鋼板を、高周波誘導加熱炉等の設備を用いて６００
℃以下に加熱する方法も本発明に含まれる。
ない熱間圧延条件、酸洗条件、本発明で規定しない溶融
亜鉛めっき条件および合金化処理条件等は特に限定され
ず、通常行われる方法でよい。また必要に応じて、連続
溶融亜鉛めっきラインにおいて、めっき浴に侵入する直
前の鋼板を、高周波誘導加熱炉等の設備を用いて６００
℃以下に加熱する方法も本発明に含まれる。
【００３６】
【実施例】次に、本発明による具体的な実施例につい
て、比較例と比較しながら以下に説明する。表１に示す
化学組成を有する鋼（本発明例：ａ、ｂ、比較例：ｃ）
を鋳造して得られたスラブを板厚２．６ｍｍに熱間圧延
し、酸洗した鋼板を、表２に示した条件で加熱し、めっ
き温度４６５℃で鋼板表面に溶融めっきを施し、ガスワ
イピングにより皮膜付着量を片面当たり６０ｇ／ｍ2と
した後、高周波誘導加熱炉を用いて、皮膜中のＦｅ濃度
が９〜１１重量％の合金化処理を行った後、室温まで冷
却し、コイルに巻き取った。
て、比較例と比較しながら以下に説明する。表１に示す
化学組成を有する鋼（本発明例：ａ、ｂ、比較例：ｃ）
を鋳造して得られたスラブを板厚２．６ｍｍに熱間圧延
し、酸洗した鋼板を、表２に示した条件で加熱し、めっ
き温度４６５℃で鋼板表面に溶融めっきを施し、ガスワ
イピングにより皮膜付着量を片面当たり６０ｇ／ｍ2と
した後、高周波誘導加熱炉を用いて、皮膜中のＦｅ濃度
が９〜１１重量％の合金化処理を行った後、室温まで冷
却し、コイルに巻き取った。
【００３７】表２に上記によって得られた供試材の穴拡
げ率λの値および鋼板表面のＳｉ量ならびにめっき性お
よび合金化処理性を示す。なお、穴拡げ率λ（％）につ
いては、 λ＝｛（割れ発生時の穴径ｄ−初期穴径ｄ０）／初期穴
径ｄ０｝×１００ の式により求め、測定に用いたポンチは、先端角度６０
°の円錐ポンチとし、初期穴径は１０ｍｍとした。
げ率λの値および鋼板表面のＳｉ量ならびにめっき性お
よび合金化処理性を示す。なお、穴拡げ率λ（％）につ
いては、 λ＝｛（割れ発生時の穴径ｄ−初期穴径ｄ０）／初期穴
径ｄ０｝×１００ の式により求め、測定に用いたポンチは、先端角度６０
°の円錐ポンチとし、初期穴径は１０ｍｍとした。
【００３８】供試材の鋼板表層へのＳｉ濃化量について
は、塩酸でめっき皮膜を除した後、走査型オージェ電子
分光装置により、鋼板表面から２０ｎｍの深さまで測定
した。
は、塩酸でめっき皮膜を除した後、走査型オージェ電子
分光装置により、鋼板表面から２０ｎｍの深さまで測定
した。
【００３９】また、供試材のめっき性と合金化処理性も
評価した。めっき性の評価は、目視観察により不めっき
の有無で判断し、不めっきの認められた供試材を不合格
（×）、認められなかった供試材を合格（○）とした。
評価した。めっき性の評価は、目視観察により不めっき
の有無で判断し、不めっきの認められた供試材を不合格
（×）、認められなかった供試材を合格（○）とした。
【００４０】合金化処理性の評価は、外観観察のより合
金化異常発生の有無を調査することで行い、合金化ム
ラ、線状欠陥等の異常の認められた供試材を不合格
（×）、認められなかった供試材を合格（○）とした。
金化異常発生の有無を調査することで行い、合金化ム
ラ、線状欠陥等の異常の認められた供試材を不合格
（×）、認められなかった供試材を合格（○）とした。
【００４１】これらの結果を表２に示す。表２中、実験
Ｎｏ．２〜６，Ｎｏ．１２〜１６は本発明であり、実験
Ｎｏ．１，７〜１１，１７〜２５は比較例である。
Ｎｏ．２〜６，Ｎｏ．１２〜１６は本発明であり、実験
Ｎｏ．１，７〜１１，１７〜２５は比較例である。
【００４２】表２に示すように、本発明例はいずれも穴
拡げ率が６０％以上で、鋼板表面から深さ２０ｎｍまで
の平均Ｓｉ濃度は２．２％以下になっていて、めっき
性、合金化処理性ともに良好であった。
拡げ率が６０％以上で、鋼板表面から深さ２０ｎｍまで
の平均Ｓｉ濃度は２．２％以下になっていて、めっき
性、合金化処理性ともに良好であった。
【００４３】これに対し、比較例は、以下のようにいず
れかの特性が劣っていた。実験Ｎｏ．１およびＮｏ．１
１は、不めっきが発生した。この原因は、連続溶融亜鉛
めっきラインでの均熱温度が低すぎたため、鋼板表面の
Ｆｅ酸化物の還元が不十分となったためと推定される。
実験Ｎｏ．７〜１０は、均熱温度が高すぎたため、鋼板
表面から２０ｎｍの深さまでの平均Ｓｉ濃度が２．２％
を超え、不めっきまたは合金化異常が認められた。さら
に、実験Ｎｏ．８〜１０については、穴拡げ率の劣化も
認められた。穴拡げ性の劣化は、ベイナイト組織の変態
によると推定される。実験Ｎｏ．１７〜２０も、均熱温
度が高すぎたため、穴拡げ率が６０％未満となった。さ
らに、実験Ｎｏ．１９，２０については、鋼板表面から
２０ｎｍの深さまでの平均Ｓｉ濃度が２．２％を超え、
不めっきまたは合金化異常が認められた。実験Ｎｏ．２
１は、熱延工程での巻取温度が高すぎたため、穴拡げ率
に劣っていた。実験Ｎｏ．２２は、連続溶融亜鉛めっき
ラインでの露点を高くした例である。不めっきが発生し
たが、これは鋼板表面のＦｅ酸化物の還元が不十分であ
ったためと推定される。実験Ｎｏ．２３〜２５は、供試
材（Ｃ）を用いた場合である。連続溶亜鉛めっきライン
での均熱温度によらず、穴拡げ率は劣っていた。これは
鋼板組織がベイナイト＋フェライト相になっていないた
めと考えられる。
れかの特性が劣っていた。実験Ｎｏ．１およびＮｏ．１
１は、不めっきが発生した。この原因は、連続溶融亜鉛
めっきラインでの均熱温度が低すぎたため、鋼板表面の
Ｆｅ酸化物の還元が不十分となったためと推定される。
実験Ｎｏ．７〜１０は、均熱温度が高すぎたため、鋼板
表面から２０ｎｍの深さまでの平均Ｓｉ濃度が２．２％
を超え、不めっきまたは合金化異常が認められた。さら
に、実験Ｎｏ．８〜１０については、穴拡げ率の劣化も
認められた。穴拡げ性の劣化は、ベイナイト組織の変態
によると推定される。実験Ｎｏ．１７〜２０も、均熱温
度が高すぎたため、穴拡げ率が６０％未満となった。さ
らに、実験Ｎｏ．１９，２０については、鋼板表面から
２０ｎｍの深さまでの平均Ｓｉ濃度が２．２％を超え、
不めっきまたは合金化異常が認められた。実験Ｎｏ．２
１は、熱延工程での巻取温度が高すぎたため、穴拡げ率
に劣っていた。実験Ｎｏ．２２は、連続溶融亜鉛めっき
ラインでの露点を高くした例である。不めっきが発生し
たが、これは鋼板表面のＦｅ酸化物の還元が不十分であ
ったためと推定される。実験Ｎｏ．２３〜２５は、供試
材（Ｃ）を用いた場合である。連続溶亜鉛めっきライン
での均熱温度によらず、穴拡げ率は劣っていた。これは
鋼板組織がベイナイト＋フェライト相になっていないた
めと考えられる。
【００４４】すなわち、本発明によって製造された鋼板
はいずれも穴拡げ率のレベルは高く、めっき性、合金化
処理性とも優れていることが確認された。
はいずれも穴拡げ率のレベルは高く、めっき性、合金化
処理性とも優れていることが確認された。
【００４５】
【表１】
【００４６】
【表２】
【００４７】
【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、伸
びフランジ性に優れた引張強度４５〜７０ｋｇ／ｍｍ２
の高強度溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板、ならびにそれらの製造方法を提供することがで
き、工業上有用な効果がもたされる。本発明による鋼板
は自動車用に限らず、産業機器用、家電用、ほうろう用
等の伸びフランジ性が要求される用途に供することがで
きる。
びフランジ性に優れた引張強度４５〜７０ｋｇ／ｍｍ２
の高強度溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板、ならびにそれらの製造方法を提供することがで
き、工業上有用な効果がもたされる。本発明による鋼板
は自動車用に限らず、産業機器用、家電用、ほうろう用
等の伸びフランジ性が要求される用途に供することがで
きる。
【図１】穴拡げ率および鋼板表面Ｓｉ濃度ならびに均熱
温度の関係を示す図。
温度の関係を示す図。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ
Ｃ２３Ｃ 2/28 Ｃ２３Ｃ 2/28
(72)発明者 鷺山 勝
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号
日本鋼管株式会社内
(72)発明者 小林 聡雄
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号
日本鋼管株式会社内
(72)発明者 占部 俊明
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号
日本鋼管株式会社内
(72)発明者 大沢 紘一
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号
日本鋼管株式会社内
(56)参考文献 特開 平５−255799（ＪＰ，Ａ)
特開 昭62−103354（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−365845（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−311372（ＪＰ，Ａ)
特開 平９−263883（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
C21D 9/46
C23C 2/06
C23C 2/28
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．２％、
Ｐ：０．１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１
％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有
し、残部実質的にＦｅからなる鋼板の表面に、Ｆｅ：２
０％以下を含有し、残部が主としてＺｎからなるめっき
を施した溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼板組織がフェ
ライト＋ベイナイト相からなり、めっき皮膜と鋼板の界
面から鋼板の深さ２０ｎｍまでのＳｉの平均濃度が２．
２％以下であることを特徴とする、伸びフランジ性に優
れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項２】 穴拡げ率が６０％以上であることを特徴
とする、請求項１に記載の伸びフランジ性に優れた高強
度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．２％、
Ｐ：０．１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１
％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有
し、残部実質的にＦｅからなる鋼板の表面に、Ｆｅ：２
０％以下を含有し、残部が主としてＺｎからなるめっき
を施した後、合金化処理された合金化溶融亜鉛めっき鋼
板であって、鋼板組織がフェライト＋ベイナイト相から
なり、めっき皮膜と鋼板の界面から鋼板の深さ２０ｎｍ
までのＳｉの平均濃度が２．２％以下であることを特徴
とする、伸びフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき
鋼板。 - 【請求項４】 穴拡げ率が６０％以上であることを特徴
とする、請求項３に記載の伸びフランジ性に優れた高強
度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項５】 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５％〜２．２％、
Ｐ：０．１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１
％、Ｓ：０．０１％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残
部実質的にＦｅからなる鋼を、熱間圧延し、酸洗し、冷
間圧延することなしに、連続溶融亜鉛めっきラインで焼
鈍および溶融亜鉛めっきする溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法であって、熱延工程の巻取温度を５５０℃以下、仕
上げ圧延後、巻取温度までの平均冷却速度２０℃／ｓｅ
ｃ以上とし、連続溶融亜鉛めっきラインにおける均熱温
度を４５０℃〜６００℃、均熱時間を１０ｓｅｃ〜９０
ｓｅｃ、還元炉中の露点を−１０℃以下とすることを特
徴とする伸びフランジ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の
製造方法。 - 【請求項６】 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％、
Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５％〜２．２％、
Ｐ：０．１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１
％、Ｓ：０．０１％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残
部実質的にＦｅからなる鋼を、熱間圧延し、酸洗し、冷
間圧延することなしに、連続溶融亜鉛めっきラインで焼
鈍および溶融亜鉛めっきし、その後めっき皮膜の合金化
処理を施す合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であっ
て、熱延工程の巻取温度を５５０℃以下、仕上げ圧延
後、巻取温度までの平均冷却速度２０℃／ｓｅｃ以上と
し、連続溶融亜鉛めっきラインにおける均熱温度を４５
０℃〜６００℃、均熱時間を１０ｓｅｃ〜９０ｓｅｃ、
還元炉中の露点を−１０℃以下とし、合金化処理温度を
６００℃以下とすることを特徴とする伸びフランジ性に
優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31557798A JP3412536B2 (ja) | 1998-11-06 | 1998-11-06 | 伸びフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31557798A JP3412536B2 (ja) | 1998-11-06 | 1998-11-06 | 伸びフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000144315A JP2000144315A (ja) | 2000-05-26 |
| JP3412536B2 true JP3412536B2 (ja) | 2003-06-03 |
Family
ID=18067032
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31557798A Ceased JP3412536B2 (ja) | 1998-11-06 | 1998-11-06 | 伸びフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3412536B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101428151B1 (ko) * | 2011-12-27 | 2014-08-08 | 주식회사 포스코 | 고망간 열연 아연도금강판 및 그 제조방법 |
-
1998
- 1998-11-06 JP JP31557798A patent/JP3412536B2/ja not_active Ceased
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2000144315A (ja) | 2000-05-26 |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| RVOP | Cancellation by post-grant opposition |